(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼が、質量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｎｉ：７．５％超１０．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位のＰの界面偏析濃度が質量％で、０．１００％以下であることを特徴とする、−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板。
【請求項２】
さらに質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上１．５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．４％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする請求項１に記載の−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板。  
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｎｉ：７．５％超１０．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である、連続鋳造後の鋼片を、１２５０℃以上１３８０℃以下で１０時間以上加熱したのち、圧下比を１．１以上１０以下、圧延の最終１パス前温度を８００℃以上１２００℃以下とした第一の熱間圧延を行い、その後３００℃以下まで冷却したのち、９００℃以上１２８０℃以下に加熱した後に、圧下比を３．０以上５０以下、圧延の最終１パス前温度を６５０℃以上９５０℃以下とした第二の熱間圧延を行い、引き続いて必要あれば加熱して７５０℃以上９００℃以下とした後に水冷または空冷する焼き入れを行い、さらに引き続いて５００℃以上６５０℃以下に加熱した後に水冷または空冷する焼き戻しを行うことを特徴とする、−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板の製造方法。
【請求項４】
さらに質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上１．５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．４％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする請求項３に記載の−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靭性に優れたＮｉ添加鋼板およびその製造方法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができるが、特に−１６０℃から−１９６℃程度の極低温での靭性が要求されるＬＮＧタンクでの使用において有効である。なお、本発明における靭性とは、脆性破壊発生に対する抵抗性を指すものであり、対象部位は鋼板の母材部と溶接継手部の両方である。また、本発明における鋼板の必要強度は、降伏応力が５９０ＭＰａ以上、引張強さが６９０ＭＰａ以上である。
【背景技術】
【０００２】
液化天然ガス（ＬＮＧ）貯槽の内槽に使用される鋼種として、いわゆる９％Ｎｉ鋼（Ｎｉが質量％で８．５〜９．５％程度含有されていて、おもに焼き戻しマルテンサイトからなる組織を有し、特に低温靱性、例えば−１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーに優れる鋼材）がある。９％Ｎｉ鋼の靱性を向上させる種々の発明がこれまでに開示されている。たとえば、粒界脆化により靱性低下を引き起こすＰを低減した発明が特許文献１、特許文献２、特許文献３に開示されている。また、二相域熱処理によって焼戻し脆化感受性を低減して靱性を向上する発明が特許文献４、特許文献５、特許文献６に開示されている。また、焼戻し脆化感受性を高めずに強度増大が可能なＭｏを添加して、大幅に靱性を向上する発明が、特許文献７、特許文献８、特許文献９に開示されている。さらに、焼戻し脆化感受性を高めるＳｉ量を低減して靱性を向上する発明が特許文献４、特許文献８、特許文献１０に開示されている。
昨今の天然ガス需要増大を背景に、ＬＮＧタンクの大型化対応のため、タンク靭性のさらなる向上が求められている。前記特許文献１〜１０の方法は、靭性の向上にはきわめて有効であるが、コストの増大や生産性の低下を招く。よって、このままではＬＮＧタンクに使用するには制限が大きかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平７−２７８７３４号公報
【特許文献２】特開平６−１７９９０９号公報
【特許文献３】特開昭６３−１３０２４５号公報
【特許文献４】特開平９−１４３５５７号公報
【特許文献５】特開平４−１０７２１９号公報
【特許文献６】特開昭５６−１５６７１５号公報
【特許文献７】特開２００２−１２９２８０号公報
【特許文献８】特開平４−３７１５２０号公報
【特許文献９】特開昭６１−１３３３１２号公報
【特許文献１０】特開平７−３１６６５４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
解決しようとする問題点は、−１６０℃から−１９６℃程度での靭性に著しく優れ、かつ生産性にも優れた９％Ｎｉ添加鋼の鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明は、−１６０℃から−１９６℃程度での靭性に著しく優れ、かつ生産性にも優れた９％Ｎｉ鋼の鋼板およびその製造方法を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）鋼が、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｎｉ：７．５％超１０．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位のＰの界面偏析濃度が質量％で、０．１００％以下であることを特徴とする、−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．４％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする前記（１）に記載の−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板。  
（３）質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．１５％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｎｉ：７．５％超１０．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、連続鋳造後の鋼片を１２５０℃以上１３８０℃以下で１０時間以上加熱したのち、圧下比を１．１以上１０以下、圧延の最終１パス前温度を８００℃以上１２００℃以下とした第一の熱間圧延を行い、その後３００℃以下まで冷却したのち、９００℃以上１２８０℃以下に加熱した後に、圧下比を３．０以上５０以下、圧延の最終１パス前温度を６５０℃以上９５０℃以下とした第二の熱間圧延を行い、引き続いて必要あれば加熱して７５０℃以上９００℃以下とした後に水冷または空冷する焼き入れを行い、さらに引き続いて５００℃以上６５０℃以下に加熱した後に水冷または空冷する焼き戻しを行うことを特徴とする、−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板の製造方法。
（４）さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．４％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする前記（３）に記載の−１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００６】
本発明によれば、９％Ｎｉ鋼の母材靱性、溶接継手靱性を大幅に向上でき、かつ生産性にも優れたものとすることができる。つまり、従来よりも高い水準の耐脆性破壊性能を具備したＮｉ添加鋼板およびその製造方法を提供することが可能であり、産業上の価値の高い発明であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】Ｐの界面偏析濃度と母材靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーの関係を示すグラフである。
【図２】第一の熱間圧延における加熱保持温度と保持時間がＰの界面偏析濃度に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
本発明を詳細に説明する。
発明者は、９％Ｎｉ鋼の靭性を著しく向上して、かつ生産性も優れたものとする条件を鋭意検討した。その結果、生産性を著しく低下させる脱Ｐ工程を短時間化してＰ量が高くなった場合でも、Ｐの界面偏析濃度を低減させることが可能で、それにより靭性が向上することを見いだした。即ちＰの界面偏析濃度の低減には、Ｓｉ量の大幅な低減を行い、さらに鋳造後のスラブを２段階に熱間圧延する製造方法の適用が有効である。Ｐの界面偏析濃度と母材靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーの関係を図１に示す。このように、優れた靭性を得るためには、Ｐの界面偏析濃度を質量％で、０．１００％以下とする必要があることから、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位のＰの界面偏析濃度を０．１００％以下と規定する。なお、Ｐの界面偏析濃度を測定する部位を鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位としたのは、この部位が一般的に強度や靭性などの材質評価を実施する部位であること、つまり鋼材の材質代表部位として扱われることが多いためである。なお、Ｐの界面偏析量を０．０５％以下とした場合には際だって靭性が向上することから、望ましくはＰの界面偏析量を０．０５％以下とする。
Ｐの界面偏析濃度は、透過型電子顕微鏡観察とＥＤＳ分析を行うことで測定することが可能である。本発明では、鋼板の板厚表面から板厚の１／４だけ内部に入った部位からサンプルを採取して薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡で旧オーステナイト粒界、パケット粒界、ブロック粒界のいずれかの界面の観察を１０万倍で５０視野行い、測定した界面偏析Ｐ量の平均値をもって界面偏析Ｐ量とする。
【０００９】
Ｐの添加量は、Ｐの界面偏析濃度を低くするために重要であり、Ｐ添加量が０．０１００％を超えるとＰの界面偏析濃度が０．１％を超える。一方、０．００１０％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下する。そこで、Ｐの添加量を０．００１０％以上０．０１００％以下と規定する。
【００１０】
Ｓｉは、Ｐとの反発的相互作用を有するため、添加量を増やすとＰの界面偏析濃度が増大する。発明者は、Ｐの界面偏析濃度とＳｉ添加量の関係を調査した結果、Ｐの界面偏析濃度を０．１％以下とするためには添加量を０．１５％以下とすることを知見した。一方、０．０２％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下する。そこで、Ｓｉの添加量を０．０２％以上０．１５％以下と規定する。なお、Ｓｉ添加量を０．１０％以下とすると一層靭性が向上することから、望ましくはＳｉ添加量を０．１０％以下とする。Ｓｉ添加量を０．０６％以下とすると、さらに靭性が向上することから、さらに望ましくはＳｉ添加量を０．０６％以下とする。
【００１１】
Ｍｎは、Ｐとの反発的相互作用を有するため、添加量を増やすとＰの界面偏析濃度が増大する。発明者は、Ｐの界面偏析量とＭｎ添加量の関係を調査した結果、Ｐの界面偏析濃度を０．１％以下とするためには添加量を１．００％以下とすることを知見した。一方、０．３０％未満では引張強さが低下する。そこで、Ｍｎの添加量を０．３０％以上１．００％以下と規定する。なお、Ｍｎ添加量を０．９％以下とすると一層靭性が向上することから、望ましくはＭｎ添加量を０．９％以下とする。Ｍｎ添加量を０．８％以下とすると、さらに靭性が向上することから、さらに望ましくはＭｎ添加量を０．８％以下とする。
以下に他の合金元素の範囲を規定する。
【００１２】
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０４％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は粗大析出物の生成による母材靱性の低下や溶接性の低下、引張強さの低下を招くためその上限を０．１０％とする
Ｓは、０．０００１％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、０．００３５％を超えると靱性が低下する。よって、Ｓの添加量を０．０００１％以上０．００３５％以下と規定する。
【００１３】
Ｎｉは、耐脆性破壊特性の向上に有効な元素である。７．５％以下では耐脆性破壊特性の向上しろが小さく、１０．０％を超えると製造コストが増大する。よって、Ｎｉの添加量を７．５％超１０．０％以下と規定する。
【００１４】
Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、０．０１％未満の添加では脱酸が不十分となって母材靱性が低下し、０．０８％超の添加では溶接継手靱性の低下を招く。よって、Ａｌの添加量を０．０１％以上０．０８％以下と規定する。
【００１５】
Ｎは、０．０００１％未満では精錬負荷の増大によって生産性が低下し、０．００７％を超える添加では母材靱性、溶接継手靱性が低下する。よって、Ｎの添加量を０．０００１％以上０．００７％以下と規定する。
【００１６】
Ｔ−Ｏは０．０００１％未満では、精錬負荷が非常に高く生産性が低下し、０．００５０％を超える場合には靱性が低下する。よって、Ｔ−Ｏ量を０．０００１％以上０．００５０％以下と規定した。なおＴ−Ｏ量を０．００１５％以下とすると靱性向上が著しいことから、望ましくはＴ−Ｏ量を０．０００１％以上０．００１５％以下とする。
なお、本発明では、さらに以下の元素を添加する。
【００１７】
Ｃｒは、強度増大に有効な元素であり、最低でも０．０１％以上の添加が必要となるが、逆に１．５％を超えて添加すると溶接継手靭性が低下する。よって、Ｃｒの添加量を０．０１％以上１．５％以下と規定する。
【００１８】
Ｍｏは、焼戻し脆化感受性を増加させずに強度を高めるのに有効な元素である。添加量が０．０１％未満では強度増大の効果が小さく、０．４％を超えると製造コストが増大するとともに、溶接継手靱性が低下する。よって、Ｍｏの添加量を０．０１％以上０．４％以下と規定する。
【００１９】
Ｃｕは、強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の添加では効果が小さく、１．０％超の添加では溶接継手靱性の低下を招く。よって、Ｃｕの添加量を０．０１％以上１．０％以下と規定する。
【００２０】
Ｎｂは強度確保に有効な元素である。０．００１％未満の添加では効果が小さく、０．０５％超の添加では溶接継手靱性の低下を招く。よって、Ｎｂの添加量を０．００１％以上０．０５％以下と規定する。
【００２１】
Ｔｉは、靭性向上に有効な元素である。０．００１％未満の添加では効果が小さく、０．０５％超の添加では溶接継手靱性の低下を招く。よって、Ｔｉの添加量を０．００１％以上０．０５％以下と規定する。
【００２２】
Ｖは、強度確保に有効な元素である。０．００１％未満の添加では効果が小さく、０．０５％超の添加では溶接継手靱性の低下を招く。よって、Ｖの添加量を０．００１％以上０．０５％以下と規定する。
【００２３】
Ｂは、強度確保に有効な元素である。０．０００２％未満の添加では効果が小さく、０．０５％超の添加では母材靱性の低下を招く。よって、Ｂの添加量を０．０００２％以上０．０５％以下と規定する。
【００２４】
Ｃａは、ノズル閉塞防止に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｃａの添加量を０．０００３％以上０．００４０％以下と規定する。
【００２５】
Ｍｇは、靭性向上に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｃａの添加量を０．０００３％以上０．００４０％以下と規定する。
【００２６】
ＲＥＭは、ノズル閉塞防止に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、ＲＥＭの添加量を０．０００３％以上０．００４０％以下と規定する。
なお、本発明鋼を溶製する上で、添加合金を含めた使用原料または溶製中に炉材等から溶出する不可避的不純物として混入しうる、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ等も０．００２％未満の混入であれば何ら本発明の効果を損なうものではない。
【００２７】
次に、本発明の製造方法について説明する。
鋳造後のスラブを高温で長時間加熱した後に熱間圧延を行う第一の熱間圧延もＰの界面偏析濃度を低減するのに重要となる。発明者は、第一の熱間圧延における加熱保持温度と保持時間がＰの界面偏析濃度に及ぼす影響を調査した結果、Ｐの界面偏析濃度を０．１００％以下とするためには、図２に示すように加熱保持温度を１２５０℃以上、保持時間を１０時間以上とする必要があることを知見した。高温での加熱によってＰの界面偏析が低減し、その結果最終的なＰの粒界偏析濃度が低下する。一方、加熱保持温度が１３８０℃超、保持時間が５０時間超では生産性が大幅に低下することから、加熱保持温度を１２５０℃以上１３８０℃以下、保持時間を１０時間以上５０時間以下とすることが好ましい。なお、加熱保持温度を１３００℃以上でかつ保持時間を２０時間以上とすると一層Ｐの粒界偏析濃度低減が著しいことから、望ましくは第一の熱間圧延における加熱保持温度を１３００℃以上１３８０℃以下、保持時間を２０時間以上５０時間以下とする。加熱保持のあとは熱間圧延を行うことが重要になる。熱間圧延によって加工歪が導入されると、Ｐの拡散が容易になって最終的なＰの粒界偏析濃度が低下する。熱間圧延の仕上げ１パス前に表面で測定された温度が１２００℃超となると、加工歪みの回復によりＰの粒界偏析量低減の効果が小さく、８００℃を下回ると生産性が大幅に低下することから、第一の熱間圧延における仕上１パス前温度を８００℃以上１２００℃以下とする。また、圧下比も重要である。圧下比が１．１を下回ると加工歪みが小さくＰの粒界偏析濃度低減の効果が小さく、１０を上回ると生産性が大幅に低下する。よって、第一の熱間圧延における圧下比を１．１以上１０以下とする。なお、ここで１パス前温度とは、第一の熱間圧延の最終パスの直前に鋼片表面で測定された温度をいい、放射温度計などで測定が可能である。また、ここで圧下率とは、第一の熱間圧延の圧延開始前の鋼片厚さを圧延終了後の鋼片厚さで除した値である。
【００２８】
前述の第一の熱間圧延の後は第二の熱間圧延を行う。熱間圧延の条件は任意であるが、ここでは標準的な条件を記載する。第一の熱間圧延の後、３００℃以下に冷却したのちに再度昇温を行い、９００℃以上１２８０℃以下に加熱したのち、圧下比３．０以上５０以下で圧延を行う。圧延の最終１パス温度は６５０℃以上９５０℃以下として、以後冷却する。熱間圧延後は、焼き入れを実施する。焼き入れ時の加熱温度が７５０℃を下回るか、９００℃を超えると脆化組織あるいは粗大組織が生成して靭性が低下する。よって、焼き入れ時の加熱温度を７５０℃以上９００℃以下と規定する。第二の熱間圧延最終パス温度範囲の６５０℃以上９５０℃以下と、焼き入れの温度範囲の７５０℃以上９００℃以下はその範囲が重複するので、焼き入れの温度範囲にするに際し、必要あれば加熱して焼き入れ温度範囲とする。なお、焼き入れ時の加熱後は保持を行ったのち水冷する。焼き入れに引き続いて、焼き戻しを行う。焼き戻しの加熱温度が５００℃を下回るか、６５０℃を超えると靭性が低下する。よって、焼き戻し時の加熱温度を５００℃以上６５０℃以下と規定する。焼き戻しの加熱後は保持を行ったのち水冷あるいは空冷する。
【実施例】
【００２９】
種々の化学成分、製造条件で製造した板厚６ｍｍから５０ｍｍの鋼板について、母材の降伏応力と引張強さ、母材のＣ方向シャルピー試験、溶接継手のシャルピー試験鋼板の板厚、化学成分、Ｐの界面偏析濃度、製造方法を表１、２に、特性の評価結果を表３に示す。
【００３０】
【表１】
0005741454.tif 000002
【００３１】
【表２】
0005741454.tif 000003
【００３２】
【表３】
0005741454.tif 000004
【００３３】
降伏応力と引張強さはＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の金属材料引張試験片とし、板厚２０ｍｍ以下の鋼板からは５号試験片、板厚４０ｍｍ以上の鋼板からは鋼板表面から１／４ｔ部から採取した１０号試験片を使用した。試験片は、長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。降伏応力はオフセット法で算出した０．２％耐力とした。常温で２本の試験を行い、平均値を採用した。なお、降伏応力が５９０ＭＰａ以上を合格、引張強さが６９０ＭＰａ以上を合格とした。
【００３４】
母材および溶接継手の靱性は、シャルピー試験によって評価した。試験片は、板厚１２ｍｍ以上は断面が１０×１０ｍｍのフルサイズ試験片を、板厚６ｍｍについては断面が１０×５ｍｍのサブサイズ試験片を使用した。母材については試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるＣ方向について評価を行った。溶接継手靭性の評価においては、ノッチ先端が溶接ボンドに相当するように試験片を採取した。試験温度は−１９６℃とし、３本の試験を行った最低値を採用した。シャルピー試験では、１００Ｊ以上を合格、１００Ｊ未満を不合格とした。
【００３５】
なお、溶接継手のシャルピー試験に使用した溶接継手は、ＳＭＡＷにより作製した。ＳＭＡＷの条件は、入熱３．５〜４．０ｋＪ／ｃｍ、立向き溶接、予熱およびパス間温度１００℃以下である。
【００３６】
発明例１は、板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１は、発明例１と類似の製造方法であるものの、Ｃ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靱性、に劣る。
【００３７】
発明例２は、板厚１２ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例２は、発明例２と類似の製造方法であるものの、Ｓｉ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００３８】
発明例３は、板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例３は、発明例３と類似の成分であるものの、第一の熱間圧延の圧下比が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００３９】
発明例４は、板厚３２ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例４は、発明例４と類似の製造方法であるものの、全圧下率、Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４０】
発明例５は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例５は、発明例５と類似の製造方法であるものの、Ｓ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４１】
発明例６は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例６は、発明例６と類似の製造方法であるものの、Ｎｉ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４２】
発明例７は、板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例７は、発明例７と類似の製造方法であるものの、Ａｌ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４３】
発明例８は、板厚１２ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例８は、発明例８と類似の成分であるものの、Ａｌ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４４】
発明例９は、板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例９は、発明例９と類似の製造方法であるものの、Ｎ量が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４５】
発明例１０は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１０は、発明例１０と類似の成分であるものの、第一の熱間圧延における加熱温度および界面偏析Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４６】
発明例１１は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１１は、発明例１１と類似の成分であるものの、第一の熱間圧延における最終１パス前温度および界面偏析Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４７】
発明例１２は、板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１２は、発明例１２と類似の成分であるものの、最終１パス前温度および界面偏析Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００４８】
発明例１３は、板厚１２ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１３は、発明例１３と類似の成分であるものの、焼き入れ加熱温度が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接熱影響部靭性に劣る。
【００４９】
発明例１４は、板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１４は、発明例１４と類似の成分であるものの、焼き入れ加熱温度が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靭性に劣る。
【００５０】
発明例１５は、板厚３２ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１５は、発明例１５と類似の成分であるものの、Ｐの界面偏析濃度および焼き戻し加熱温度が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靭性に劣る。
【００５１】
発明例１６は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１６は、発明例１６と類似の成分であるものの、焼き戻し加熱温度が本発明の範囲を外れているため、Ｐの界面偏析濃度に関わらず母材靱性、溶接継手靭性に劣る。
【００５２】
発明例１７は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１７は、発明例１７と類似の成分であるものの、Ｐの界面偏析濃度と第一の熱間圧延における保持時間が本発明の範囲を外れているため、母材靱性、溶接継手靱性に劣る。
【００５３】
発明例１８は、板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１８は、発明例１８と類似の製造方法であるものの、Ｍｎ量が本発明の範囲を外れているため、溶接継手靭性に劣る。
【００５４】
発明例１９は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例１９は、発明例１９と類似の製造方法であるものの、Ｃ量が本発明の範囲を外れているため、強度が低い。
【００５５】
発明例２０は、板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例２０は、発明例２０と類似の製造方法であるものの、Ｍｎ量が本発明の範囲を外れているため、強度が低い。
【００５６】
発明例２１は、板厚３２ｍｍの鋼板を製造したものであり、母材靭性、溶接継手靱性に優れている。一方、比較例２１は、発明例２１と類似の製造方法であるものの、Ｔ−Ｏ量が本発明の範囲を外れているため、母材靭性、溶接継手靭性に劣る。
以上の実施例から、本発明により製造された厚鋼板である発明例１〜２１の鋼板は、耐破壊性能に優れる鋼板であることは明白である。
【図１】
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【図２】
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